(57)【要約】高い強度、高い延性、高い耐食性、高い耐クリープ性、及び良好な溶接性を備える、急速凝固プロセスによって製造されるアルミニウム合金である。【選択図】図１４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
約１から１０％重量のマグネシウムと、
約０．４５から約３％重量のジルコニウムと、
残りとしてアルミニウムと、を含み、
前記合金は、スカンジウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、又はルテチウムのうちのいずれも意図的に加えられることはない、
アルミニウム合金。
【請求項２】
前記合金は、約３ｎｍから約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、前記アルミニウム母材内にＬｌ２結晶構造を有するＡｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散を含む、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
約０．３から約１．５％重量の、チタニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオビウム、及びタンタルのうちの少なくとも１つを更に含む、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
前記合金は、約０．０５μｍから約１．５μｍの範囲の平均直径を有するＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物の分散を含む、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
前記合金は、急速凝固プロセスによって製造される、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項６】
前記合金は、約０．０５ｗｔ．％を超えない不純物として、スカンジウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、又はルテチウムのうちのいずれか１つを含む、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項７】
前記合金は、約４２５℃の動作温度まで熱的に安定している、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項８】
前記合金は、約４５０℃までの温度作業範囲で押し出し可能である、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項９】
前記合金は、積層造形法において利用可能な粉末形式に製作される、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項１０】
前記合金は、約２００ｎｍから約２μｍの間の平均粒子直径を備える微粒子構造を有する、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項１１】
請求項１に記載のアルミニウム合金から形成される、押し出しコンポーネント。
【請求項１２】
前記押し出しコンポーネントは、航空宇宙、自動車、及び船舶適用例からなるグループから選択される、少なくとも１つの適用例において使用するために適合される、請求項１１に記載の押し出しコンポーネント。
【請求項１３】
請求項１に記載のアルミニウム合金から製作される、リボン。
【請求項１４】
前記リボンは、チップに切断された後、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は、任意の他の圧力支援法によって圧縮され、最終的に押し出されてコンポーネントとなるように適合される、請求項１３に記載のリボン。
【請求項１５】
請求項１に記載のアルミニウム合金から製作される、粉末。
【請求項１６】
前記粉末は、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は、任意の他の圧力支援法によって圧縮され、最終的に押し出されてコンポーネントとなるように適合される、請求項１５に記載の粉末。
【請求項１７】
前記粉末は、マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントのための保護コーティングを形成するために、冷却噴霧プロセスによって用いられるように適合される、請求項１５に記載の粉末。
【請求項１８】
請求項１に記載のアルミニウム合金の製造される形式であって、
粉末、チップ、リボン、ワイヤ、シート、板、及びホイールからなるグループから選択される、形式。
【請求項１９】
請求項１に記載の合金のガス噴霧粉末から作られる、積層造形されたコンポーネント。
【請求項２０】
前記コンポーネントは、長期間高温に曝すことで変化しないままである熱的に安定した微細構造を有する、請求項１９に記載の積層造形されたコンポーネント。
【請求項２１】
請求項１に記載のアルミニウム合金を製造する方法であって、
急速凝固プロセスによって前記アルミニウム合金を製造することを含む、方法。
【請求項２２】
前記急速凝固プロセスは、ガス噴霧法、噴霧堆積法、溶融紡糸、溶融抽出、及びビーム艶出しからなるグループから選択される、請求項２１に記載の方法。
【請求項２３】
請求項１に記載のアルミニウム合金を製造する方法であって、
任意の非平衡プロセスによって前記アルミニウム合金を製造することを含む、方法。
【請求項２４】
前記非平衡プロセスは、機械的合金化である、請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
コンポーネントを製造するための方法であって、
請求項１に記載の粉末形式のアルミニウム合金を製作することと、
前記コンポーネントを製造するために、積層造形プロセスを実行する際に前記粉末形式を利用することと、
を含む、方法。
【請求項２６】
前記積層造形プロセスは、粉末床法、粉末供給有向エネルギー堆積、選択的レーザ溶融、選択的レーザ焼結、直接金属レーザ焼結、及びレーザ工学ネット形状化からなるグループから選択される、請求項２５に記載の方法。
【請求項２７】
約３５０℃から約４５０℃の温度で、約０．５時間から約２４時間の持続期間の間、前記コンポーネントを熱処理することを更に含む、請求項２５に記載の方法。
【請求項２８】
コンポーネントを製造するための方法であって、
請求項１に記載のアルミニウム合金からリボンを製作することと、
前記リボンをチップに切断することと、
熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によって、前記チップを圧縮することと、
前記コンポーネントを製造するために前記圧縮されたチップを押し出すことと、
を含む、方法。
【請求項２９】
コンポーネントを製造する方法であって、
請求項１に記載のアルミニウム合金から粉末を製作することと、
熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によって、前記粉末を圧縮することと、
前記コンポーネントを製造するために前記圧縮された粉末を押し出すことと、
を含む、方法。
【請求項３０】
請求項１に記載のアルミニウム合金から粉末を製作することと、
熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によって、前記粉末を網に近い形状に圧縮することと、
前記圧縮物をその最終形状に機械加工することと、
を含む、コンポーネントを製造する方法。
【請求項３１】
マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントのための保護コーティングを形成する方法であって、
請求項１に記載のアルミニウム合金から粉末を製作することと、
ぜ粉末を用いる冷却噴霧プロセスによって、前記マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントをコーティングすることと、
を含む、方法。
【請求項３２】
マグネシウムと、
第４族元素のＴｉ、Ｚｒ、及びＨｆ、第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ、並びに第６族元素のＣｒ、Ｍｏ、及びＷから選択される少なくとも１つの元素と、
残りとしてアルミニウムと、を含み、
前記合金は、スカンジウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、又はルテチウムのうちのいずれも意図的に加えられることはなく、
前記合金は、約３ｎｍから約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する前記アルミニウム母材内にナノスケールのアルミニウム遷移金属沈殿物の分散を含み、
前記遷移金属は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなるグループから選択される、
アルミニウム合金。
【請求項３３】
前記合金は、急速凝固プロセスによって製造される、請求項３２に記載のアルミニウム合金。
【請求項３４】
請求項３２に記載のアルミニウム合金を急速凝固プロセスによって製造することを含む、アルミニウム合金を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
[0001]  本願は、２０１６年７月５日出願の米国特許出願第６２／３５８，４００号及び２０１７年３月２８日出願の米国特許出願第６２／４７７，８３８号の利益を主張する。本発明は、ＰＴＥノースイースタン大学を介してＤＯＤ／米国陸軍によって与えられた、ＰＴＥ連邦賞第Ｗ９１１ＮＦ−１５−２−００２６号、副賞第５０４０６２−７８０５０号の下で、政府支援によって行われた。政府は本発明におけるいくつかの権利を有する。
【０００２】
[0002]  本願は、高い強度及び延性、優れた耐食性、及び溶接性を備えるアルミニウム合金族に関する。開示される合金は、航空宇宙、自動車、及び近年開発された積層造形又はいわゆる「３Ｄ印刷」コンポーネントの性能を向上させるため、並びに、マグネシウム又はアルミニウムコンポーネント向けの保護コーティングを形成するために、特に有利である。
【背景技術】
【０００３】
[0003]  アルミニウム合金は、航空宇宙、自動車、船舶、ワイヤ及びケーブル、エレクトロニクス、原子力、及び消費者向け製品の産業における軽量構造物において、幅広い適用例を有する。典型的には、アルミニウム合金は、溶かした後に鋳型に流し込むという従来の鋳造プロセスによって製造される。注型品は、網に近い形状か或いはスラブ又はビレット形であり得、実質的にシート及びプレート製品を形成するために圧延されるか、又は外形を製造するために押し出される。したがって最終製品の特性は、アルミニウム合金の化学的性質、鋳造凝固速度、及びその後の熱機械プロセスに依存する。従来の鋳造プロセスの間のアルミニウム合金の凝固速度は、相対的に低い（＜５０℃／ｓ）。したがって、従来の鋳造プロセスでは、アルミニウム合金の或る一定の鋳造微細構造物のみが得られる。
【０００４】
[0004]  過去数十年の間に開発された急速凝固プロセス（ＲＳＰ）は、微細な粒径及び拡張された固体溶解度の合金化元素を達成すること、及び非平衡準安定相を形成することが可能である。これらにより、従来の鋳造法によって製造される合金に比べて、合金の特性が強化される。ＲＳＰは、凝固速度を１，０００℃／ｓよりも高くする必要がある。融解アルミニウムと焼き入れ剤との間の接触時間は、数千分の一秒に制限されている。銅、水、又は液体窒素などの焼き入れ剤は、融解アルミニウムの温度をその固相線温度よりも短時間で大幅に低くし、したがって急速凝固は、非常に速い冷却速度によって達成される。米国特許出願第４，３４７，０７６号を参照されたい。
【０００５】
[0005]  ガス噴霧法、噴霧堆積法、溶融紡糸、溶融抽出、及びビーム艶出しを含む、多数の異なるＲＳＰが開発されている。製作される製品は、リボン、繊維、フレーク、スプラット、顆粒、及び粉末の形であり得る。典型的には、これらの小さな個々の断片が処理（冷間静水圧縮、高温圧縮、及び押し出し）され、最終製品が製作される。ＲＳＰによって製作されるアルミニウム合金の適用例は、レーシング、自動車、航空宇宙、スポーツ、医療用部品、エレクトロニクス、及び光学産業におけるものである。
【０００６】
[0006]  従来技術では、近年、ＲＳＰによってアルミニウム・マグネシウム・スカンジウム合金を製造するための努力が行われてきた。これらの合金は、典型的には高濃度のマグネシウム（３から５ｗｔ．％）及びスカンジウム（０．７〜１．４ｗｔ．％）を含む。合金は、Ａｌ３ＳｃＬｌ２構造のナノ沈殿物とアルミニウム及びマグネシウムを含むアルミニウム母材固溶体との組み合わせによって強化される。Ａｌ３Ｓｃナノ沈殿物は、凝固及びそれに続く２５０から３５０℃の温度範囲内での時効の間に形成される。ナノ沈殿物は、良好な溶接性にも関与している。米国特許出願第５，６２４，６３２号を参照されたい。
【０００７】
[0007]  しかしながら、ＲＳＰによって製造されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金にはいくつかの欠点が存在する。スカンジウムは非常に高価（銀の１０倍）である。したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金のコストは非常に高く、商業的応用を著しく制限している。この合金は、制限付き温度作業範囲（＜３７５℃）も有する。この温度を超えると、Ａｌ３Ｓｃナノ沈殿物は急速に粗大化されて効果がなくなるため、その有利な強化は永続的に失われる。そのため、押し出し温度は、十分に緻密な押し出しコンポーネントを得るには望ましくない温度である３７５℃未満に制限される。
【発明の概要】
【０００８】
[0008]  したがって、ＲＳＰによって製造されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金の欠点を改良する一方で、同じ組み合わせの他の特性を維持することが望ましい。これらには、室温及び高温での高強度、高い耐クリープ性、良好な溶接性、及び高い耐食性が含まれる。
【０００９】
[0009]  本明細書で説明する実施形態は、任意の急速凝固プロセスによって製作され、析出及び分散硬化を達成するために熱処理（時効）可能な、アルミニウム合金に関する。それらは、高い強度及び延性、高い耐クリープ性、優れた耐食性、及び溶接性を有する。いくつかの実施形態において、合金は、４００℃の高温で耐熱性及び耐クリープ性である。これらの合金は、１から１０％重量のマグネシウム、０．３〜３％重量のジルコニウム及び好ましくは０．４５〜３％重量のジルコニウム、任意選択で０．３〜１．５％重量のバナジウム、残りとしてアルミニウムを含む。アルミニウム合金は、０．０５から１．５μｍの範囲の平均直径を有するＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物の同時分散と、３から５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材内にＬｌ２結晶構造を有するＡｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散とを含む。
【００１０】
[00010]  熱的に安定なＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物はＲＳＰの間に形成され、熱的に安定なＡｌ３Ｚｒナノ沈殿物はＡｌ−Ｍｇ−Ｚｒ合金内で後続の時効プロセスの間に形成されることがわかっている。Ａｌ３Ｚｒ主要沈殿物及びナノ沈殿物は、どちらも、アルミニウム中のジルコニウムの低い拡散率に起因して、４２５℃の動作温度まで安定し、耐粗大化性である。結果として、長期間、室温及び高温の両方で高強度を備えるアルミニウム合金が生じる。合金は、完全にスカンジウムを含まないか、又は少なくとも意図的にスカンジウムが加えられることはなく、不純物としてスカンジウムが存在するとしても０．０５ｗｔ．％を超えることはない。その結果、材料のコストは低くなる。非常に高い熱安定性に起因して、開示される材料は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金に比べて高い温度作業範囲（最高４５０℃）で押し出し可能である。上述の内容から、結果として押し出し力が低くなり、したがって押し出しコストも低くなる。また、結果として、より密度の高い（多孔質でない）押し出し材料となり、したがって開示される合金を利用するより高品質の押し出し部品となる。
【００１１】
[00011]  いくつかの実施形態において、アルミニウム合金は、マグネシウムと、第４族元素のＴｉ、Ｚｒ、及びＨｆ、第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ、並びに第６族元素のＣｒ、Ｍｏ、及びＷから選択される少なくとも１つの元素と、を含む。これらの合金は、室温及び高温での高い強度、高い耐クリープ性、高い耐食性、及び良好な溶接性を有する。
【００１２】
[00012]  積層造形、噴霧堆積、又は圧縮などの方法を利用して急速凝固された粉末又はリボンから製作されるコンポーネントは、固溶体内に捕捉された有意な濃度の合金化元素を有する。製造されたコンポーネントが下記で考察するような単一段階熱処理を施されるとき、ナノスケールのアルミニウム遷移金属沈殿物が形成される。これは、約４５０℃を超える温度での「溶液化」又は「均質化」熱処理と、それに続く、約１００℃から２００℃の間の温度での析出熱処理からなる、２段階熱処理をしばしば必要とする、従来の合金とは異なる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】[00013]  溶融紡糸によって製造されるリボンの形の、ベースラインＡｌ−４．５Ｍｇ、Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ、及び開示される実施形態Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％合金（それぞれ、Ａｌ−４Ｍｇ、Ａｌ−４Ｍｇ−０．８Ｓｃ、及び、Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％）の、最高時効温度の関数としての、ヌープ微小硬度進化である。熱処理は、２５℃／２ｈ増分での等時性時効の形で実施される。
【図２】[00014]  異なるホイール速度１２ｍ／ｓ及び４０ｍ／ｓでの溶融紡糸によって製造される、ベースラインＡｌ−４．５Ｍｇ及び開示される実施形態Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％合金（それぞれ、Ａｌ−４Ｍｇ及び、Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％）の、最高時効温度の関数としての、ヌープ微小硬度進化である。熱処理は、２５℃／２ｈ増分での等時性時効の形で実施される。
【図３】[00015]  溶融紡糸プロセスによって製作される、例示の合金Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％合金の微細構造の走査電子顕微鏡イメージを示す。
【図４】[00016]  ２５℃／２ｈ増分での等時性時効の間に、１２ｍ／ｓでの溶融紡糸によって製造される、開示される実施形態Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５ＴＭ  ａｔ．％合金のピーク微小硬度を示し、ＴＭは、示される遷移金属（第４族元素のＴｉ、Ｚｒ、及びＨｆ、第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ、並びに第６族元素のＣｒ及びＭｏ）である。
【図５】[00017]  ２５℃／１ｈ増分での等時性時効の間に、１２ｍ／ｓでの溶融紡糸によって製造される、開示される実施形態Ａｌ−４Ｍｇ−０．５Ｚｒ−０．１ＴＭ  ａｔ．％合金のピーク微小硬度を示し、ＴＭは、示される遷移金属（第４族元素のＴｉ及びＨｆ、並びに第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ）である。
【図６】[00018]  同じ合金組成を有するが、異なるパラメータを用いて３Ｄ印刷された、印刷時状態及びピーク時効状態の両方における、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からのいくつかの３Ｄ印刷コンポーネントについての、ビッカース微小硬度のプロットを示す。
【図７】[00019]  Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。
【図８】[00020]  ４００℃で８時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。
【図９】[00021]  ４００℃で１４４時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１０】[00022]  ４００℃で１４４時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の広視野走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１１】[00023]  Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの粗粒子領域と微粒子領域との間の境界の走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１２】[00024]  Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、３Ｄ印刷コンポーネントの印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微粒子領域の高倍率走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１３】[00025]  ４００℃で８時間時効された後、続いて３００℃で１４４時間延長露光された、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１４】[00026]  引張降伏強度、最大抗張力（ＵＴＳ）、及び、商用に３Ｄ印刷されたアルミニウム合金と比較した開示される合金（Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からのピーク時効状態における３Ｄ印刷コンポーネント）の伸びを比較する。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
[00027]  本明細書で説明する実施形態は、高い強度及び延性、高い耐クリープ性、並びに優れた耐食性及び溶接性を備える、急速凝固プロセスによって製作されるアルミニウム合金に関する。合金は、４００℃の高温で耐熱性及び耐クリープ性である。
【００１５】
[00028]  いくつかの実施形態において、これらの合金は、１から１０％重量のマグネシウム、０．３〜３％重量のジルコニウム及び好ましくは０．４５〜３％重量のジルコニウム、任意選択で０．３〜１．５％重量のバナジウム、並びに残りとしてアルミニウムを含む。アルミニウム合金は、０．０５から１．５μｍの範囲の平均直径を有するＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物の同時分散と、３から５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材内にＬｌ２結晶構造を有するＡｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散とを含む。開示される実施形態の合金は、ガス噴霧法（例えば、アルミニウム粉末を製造するため）、噴霧堆積法、溶融紡糸（例えば、アルミニウムリボンを製造するため）、溶融抽出、及びビーム艶出しを含む、任意の急速凝固プロセスによって製造され得る。加えて、これらの合金は、機械的合金化などの他の非平衡プロセスによって製作され得る。合金は、析出硬化を達成するために熱処理（時効）され得る。
【００１６】
[00029]  Ａｌ−Ｓｃ合金は、ナノメートルスケール、コヒーレント、Ｌｌ２順のＡｌ３Ｓｃ沈殿物（構造的及び化学的に、ニッケル基超合金におけるＮｉ３Ａｌ  γ’相と類似している）を形成し、結果として有意な析出硬化を生じさせる（米国特許出願第５，５９７，５２９号を参照されたい）。しかしながら、スカンジウムは非常に高価であり希少である。更に、Ａｌ３Ｓｃ沈殿物は、アルミニウム母材においてＳｃの拡散性は中程度であることから、単に３２５℃に対して耐粗大化である。耐粗大化を４００℃まで向上させることは、Ａｌ−Ｓｃ合金を、ＳｃよりもＡｌにおいて大幅に遅い拡散物である隣接ＶＩＡ属遷移金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）と共に合金化することによって達成可能である。この３つの遷移金属の中で、Ｚｒは、アルミニウム母材における有利な熱力学的及び力学的特性に起因して、最良の耐粗大化特徴を提供する。マグネシウムは一般に、固溶体強化を提供するために、Ａｌ−Ｓｃ合金に添加される。これは、合金の耐食性も向上させる。
【００１７】
[00030]  開示される実施形態において、Ｚｒは、ＲＳＰによって製造されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金において完全にＳｃに取って代わることができる。溶融紡糸を利用して、ＲＳＰ：Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．２Ｚｒ及びＡｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％、又はＡｌ−４Ｍｇ−０．７Ｚｒ及びＡｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％の合金組成物が製造された。これら２つの合金の強度は、溶融紡糸によって製造されるＡｌ−４．５Ｍｇ−０．２Ｓｃ及びＡｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ（ａｔ．％）合金の強度に相当する。これは図１に実証されている。４２５℃で得られるＡｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％のピーク強度は、等時性時効の間に３２５℃で得られるＡｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ  ａｔ．％のピーク強度に相当する。この発見は、ＺｒのコストがＳｃの約千分の一未満であり、したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｒ合金の材料コストが低くなることから重要である。更に、非常に高い熱安定性に起因して、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｒ合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金（最高３５０℃のみ）に比べて高い温度作業範囲（最高４５０℃）で押し出し可能である。この結果、押し出し力は低くなり、したがって押し出しコストも低くなる。また、結果としてより高密度の材料となり、したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｒ合金を利用するより高品質の押し出し部品となる。
【００１８】
[00031]  バナジウムが、Ｌｌ２構造化Ａｌ３Ｚｒ相においてＺｒに代わり得ることは既知である。したがって、Ｖは熱時効の間、Ｚｒと共沈する。Ｖ及びＺｒの共沈により、Ａｌ３（Ｚｒ、Ｖ）ナノ沈殿物の堆積分率は増加することになり、したがってＡｌ−Ｍｇ−Ｚｒ−Ｖ合金の強度が上昇する。バナジウムは、Ａｌ−Ｚｒ合金の融点を低下させることも既知であり、これによって粉末製作プロセスがより容易になる。更に、Ｔｉ及びＨｆなどの第４Ｂ族内の元素、並びに、Ｎｂ及びＴａなどの第５Ｂ族内の元素が、Ｌｌ２構造化Ａｌ３（Ｚｒ、Ｘ）ナノ堆積物を形成することも既知であり、ＸはＴｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、又はＴａであり得る。
【００１９】
[00032]  ジルコニウムは、アルミニウムの溶融温度（〜６６０℃）で低い液体溶解度（〜０．１１ｗｔ．％）を有し、アルミニウムの室温で低い固体溶解度（＜０．０１ｗｔ．％）を有する。したがって、液相での冷却の間、及び従来の鋳造プロセスにおける凝固の間に、Ａｌ３Ｚｒ主要相を沈殿及び形成する傾向がある。したがって、析出強化によってアルミニウム母材を強化するため、及び／又は、結晶成長抑制剤として作用するために利用される、最大Ｚｒ濃度は、従来の方法について約０．３ｗｔ．％に制限される。この濃度を超える鋳造材料は、強化に寄与しない大きなＡｌ３Ｚｒ主要相を含む。しかしながら、ＲＳＰの間、凝固速度は１，０００℃／ｓよりも高くなり得る。鋳造からの融解アルミニウムを室温に凝固させるのにかかる時間は、１秒よりも大幅に少ない。したがって、Ａｌ母材におけるＺｒ溶質原子は、大きな主要沈殿物を沈殿及び形成するのに十分な時間を有さない。１，１００℃を超える鋳造温度での溶融紡糸プロセスの間、アルミニウム母材における高濃度のＺｒ溶質原子と共に、Ｚｒは０．０５から１．５μｍの範囲の平均直径を有する、微細なＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物の分散を形成することがわかった。微細なＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物は、補強強化剤として作用する一方で、後続の熱処理の間、Ｚｒ溶質原子は、析出強化剤として作用する、Ａｌ３Ｚｒナノ沈殿物を形成する。どちらの強化メカニズムも、Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％合金において観察される高い強度に関与している。ＲＳＰの間の微細な主要沈殿物の分散は、Ｚｒを除く第４Ｂ族元素（Ｔｉ又はＨｆ）、第５Ｂ族元素（Ｖ、Ｎｂ、又はＴａ）、及び第６Ｂ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、又はＷ）を含む、アルミニウム合金においても予期される。加えて、微細なＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物は、結晶成長抑制剤としても作用し、Ａｌ母材において小さな粒径サイズを生成し、これも強化に寄与する。
【００２０】
[00033]  開示される実施形態において、溶融紡糸の間に鋳造ホイール速度を４０から１２ｍ／ｓに低下させることにより、Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％合金の最大強度がほんのわずか低下することが示されている。鋳造ホイール速度の低下は、凝固速度の低下と等価である。しかしながら、１２ｍ／ｓの低い鋳造ホイール速度の場合、凝固速度は、依然として１，０００℃／ｓよりも高いことが予期される。この高凝固速度レジームにおいて、Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％合金の最大強度は、実際の冷却速度には反応しにくいことが示されている。これは図２に実証されている。
【００２１】
[00034]  開示された合金におけるマグネシウムは、固溶体強化剤として作用する。マグネシウムは、すべての温度でアルミニウムにおける高固体溶解度を有する。したがって、４ｗｔ．％Ｍｇは、ＲＳＰ及び後続の熱処理の間、固溶体のままである。これは、アルミニウム合金が融解した後に再凝固する、アーク溶接の間、又は、アルミニウム合金が加熱された後に室温まで冷却される、摩擦かくはん溶接の間にも当てはまる。したがって、Ａｌ−Ｍｇ基合金は、典型的には良好な溶接性を有するものと見なされる。マグネシウムは、アルミニウム合金の耐食性を向上させることも既知である。したがって、Ａｌ−Ｍｇ基合金は、一般に、船舶適用例で利用される。
【００２２】
[00035]  Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ合金に比べて、Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％合金も、より高い動作温度範囲を有する。後続の加熱処理の間、Ｌｌ２構造化Ａｌ３Ｓｃナノ沈殿物の析出は、２５０〜３５０℃の温度範囲で発生し、一方で、Ｌｌ２構造化Ａｌ３Ｚｒナノ沈殿物の析出は、３５０〜４５０℃の温度範囲で発生する。これは、図１に実証されている。時効の後、Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ及びＡｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｚｒ  ａｔ．％合金の動作温度は、それぞれ、３５０℃及び４５０℃未満である必要があり、これは、これらの温度を超えると急速な粗大化及び強度の損失につながることを意味している。このことは、より高い温度作業範囲が結果としてより高い濃度及びより高い品質の押し出し部品を生じさせる、熱間押し出しプロセスにとって重要である。これはまた、結果として押し出し力をより低くするため、低機能の押し出し機が利用可能である。現在、Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５Ｓｃ合金の押し出し温度は約３５０℃に制限されている。開示されたＡｌ−Ｍｇ−Ｚｒ合金の場合、圧縮された粉末又はリボンを最高４５０℃の温度で押し出すことが可能であり、温度作業範囲に関して大きく改良されている。
【００２３】
[00036]  図３は、溶融紡糸プロセスによって製作される、例示の合金Ａｌ−４Ｍｇ−１．７Ｚｒ  ｗｔ．％合金の微細構造の走査電子顕微鏡イメージを示す。微細構造は、主要Ａｌ３Ｚｒの微細均一分布と同質である。
【００２４】
[00037]  図４は、２５℃／２ｈ増分での等時性時効の間に、１２ｍ／ｓでの溶融紡糸によって製造される、開示される実施形態Ａｌ−４．５Ｍｇ−０．５ＴＭ  ａｔ．％合金のピーク微小硬度を示し、ＴＭは、示される遷移金属（第４族元素のＴｉ、Ｚｒ、及びＨｆ、第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ、並びに第６族元素のＣｒ及びＭｏ）である。これは、ベースＡｌ−４．５Ｍｇ  ａｔ．％合金内に遷移元素を添加すると、合金の強度が劇的に増加することを示す。ジルコニウムは、調査した他の元素に比べて最も効果的であると思われる。
【００２５】
[00038]  図５は、２５℃／１ｈ増分での等時性時効の間に、１２ｍ／ｓでの溶融紡糸によって製造される、開示される実施形態Ａｌ−４Ｍｇ−０．５Ｚｒ−０．１ＴＭ  ａｔ．％合金のピーク微小硬度を示し、ＴＭは、示される遷移金属（第４族元素のＴｉ及びＨｆ、並びに第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ）である。これは、ベースＡｌ−４Ｍｇ  ａｔ．％合金内にジルコニウムを他の遷移金属と組み合わせて添加すると、合金の強度が劇的に増加することを示す。
【００２６】
[00039]  図６は、同じ合金組成を有するが、異なるパラメータを用いて３Ｄ印刷された、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からのいくつかの３Ｄ印刷コンポーネントについての、ビッカース微小硬度のプロットを示す。試行１〜５では平均サイズ３７μｍの粉末が用いられ、試行７〜９では平均サイズ１３μｍの粉末が用いられた。印刷時状態及び加熱処理後最大達成可能硬度のどちらも、サンプルｔ試験について統計的に等価であり、合金化学及び時効硬化のポテンシャルが、印刷パラメータによって影響されないことを示している。エラーバーは、同じサンプルについて行われた１０回の測定のうちの１つの標準偏差を表す。
【００２７】
[00040]  図７は、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。粗粒子、柱状粒子、及び微粒子の混合が明白であり、微粒子領域内の主要沈殿物が明白である。
【００２８】
[00041]  図８は、４００℃で８時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。粗粒子、柱状粒子は再結晶されているため、ここでは等軸晶である。析出は微粒子領域内で明白であり、時効の間、粒子の成長を禁止する。
【００２９】
[00042]  図９は、４００℃で１４４時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。沈殿物は粗大化されており、微粒子領域内での粒子成長がそれに続いていることが明白である。
【００３０】
[00043]  図１０は、４００℃で１４４時間時効された後の、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の広視野走査電子顕微鏡写真を示す。沈殿物及び粒子粗大化の両方が結果として本質的に同質の微細構造を生じさせ、これが等方性力学特性を促進させる。
【００３１】
[00044]  図１１は、粗粒子領域と微粒子領域との間の境界の走査電子顕微鏡写真を示す。立方体のＬｌ２沈殿物が、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、３Ｄ印刷コンポーネントにおけるナノ粒子の形成を促進するための種晶として作用する。
【００３２】
[00045]  図１２は、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微粒子領域の高倍率走査電子顕微鏡写真を示す。立方体のＬｌ２沈殿物が粒子の中央にあり、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、３Ｄ印刷コンポーネント内のナノ粒子を促進するための種晶として作用する。
【００３３】
[00046]  図１３は、４００℃で８時間時効された後、続いて３００℃で１４４時間延長露光された、Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からの、印刷時状態における３Ｄ印刷コンポーネントの微細構造の走査電子顕微鏡写真を示す。約１マイクロメートルの粗粒子及び微粒子、等軸粒子の混合からなる熱的に安定した微細構造が、立方体Ｌｌ２  Ａｌ３Ｚｒ沈殿物によってピン止めされている。
【００３４】
[00047]  図１４は、引張降伏強度、最大抗張力（ＵＴＳ）、及び、商用に３Ｄ印刷されたアルミニウム合金と比較した開示される合金（Ａｌ−３．６Ｍｇ−１．２Ｚｒ  ｗｔ．％粉末からのピーク時効状態における３Ｄ印刷コンポーネント）の伸びを比較する。開示される合金は、商用に３Ｄ印刷されたアルミニウム合金と比べて、最高の降伏強度、並びに、降伏強度と延性との最良の組み合わせを達成する。
【００３５】
[00048]  開示されたアルミニウム合金のいくつかの実施形態は、約１から１０％重量のマグネシウム、及び約０．３から約３％重量のジルコニウム、及び好ましくは約０．４５から約３％重量のジルコニウム、残りとしてアルミニウムを含み、合金は室温及び高温での高い強度及び延性、高い耐クリープ性、高い耐食性、及び良好な溶接性を持つ。いくつかの実施形態は、約０．３から約１．５％重量の、チタニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオビウム、及びタンタルのうちの少なくとも１つを更に含む。いくつかの実施形態において、合金は、約０．０５から約１．５μｍの範囲の平均直径を有するＡｌ３Ｚｒ主要沈殿物の分散を含む。いくつかの実施形態において、合金は、約３から約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材内にＬｌ２結晶構造を有するＡｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散を含む。いくつかの実施形態において、合金は、アルミニウム固溶体母材、及び、約０．０５から約１．５μｍの範囲の平均直径を有する、Ａｌ３Ｚｒ主要沈殿物の同時分散と、約３から約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材内にＬｌ２結晶構造を有するＡｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散と、を含む。いくつかの実施形態は、亜鉛、銅、マンガン、クロム、シリコン、及び鉄のうちの少なくとも１つを含む、不可避の不純物を更に含む。いくつかの実施形態は、完全にスカンジウムを含まない。少なくとも意図的にスカンジウムが加えられることはないが、いくつかの実施形態は、約０．０５ｗｔ．％を超えない不純物としてスカンジウムを更に含む。いくつかの実施形態は、完全に、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、及びルテチウムを含まない。それらの元素のうちのいずれも意図的に加えられることはないが、いくつかの実施形態は、約０．０５ｗｔ．％を超えない不純物として、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、又はルテチウムのうちのいずれか１つを更に含む。
【００３６】
[00049]  開示されるアルミニウム合金のいくつかの実施形態は、マグネシウムと、第４Ｂ族元素のＴｉ、Ｚｒ、及びＨｆ、第５族元素のＶ、Ｎｂ、及びＴａ、並びに第６族元素のＣｒ、Ｍｏ、及びＷから選択される少なくとも１つの元素と、残りとしてアルミニウムと、を含み、合金は、室温及び高温での高い強度及び延性、高い耐クリープ性、高い耐食性、及び良好な溶接性を有する。いくつかの実施形態において、合金には、完全に、スカンジウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、又はルテチウムが意図的に加えられることはない。いくつかの実施形態において、合金は、約３ｎｍから約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材内にナノスケールのアルミニウム遷移金属沈殿物の分散を含み、遷移金属は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなるグループから選択される。
【００３７】
[00050]  開示されるアルミニウム合金のいくつかの実施形態は、最高約４２５℃の動作温度まで熱的に安定している。いくつかの実施形態の場合、合金は最高約４５０℃までの温度作業範囲で押し出し可能である。
【００３８】
[00051]  開示されるアルミニウム合金のいくつかの実施形態は、急速凝固プロセスによって製造される。いくつかの実施形態において、急速凝固される合金は、約２００ｎｍから約２μｍまでの間の平均粒子直径を備える微粒子構造を有する。平均粒子直径は、合金化学による影響を受け、合金化コンポーネントの濃度によって制御可能である。
【００３９】
[00052]  開示されるアルミニウム合金は、粉末、チップ、リボン、ワイヤ、シート、板、又はホイールなどの、様々な形で製作され得る。開示される合金から製作される粉末は、例えば、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は、任意の他の圧力支援法によって圧縮され、最終的に任意選択として、押し出されてコンポーネントとなり得る。開示される合金から製作されるリボンは、例えば、チップに切断された後、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は、任意の他の圧力支援法によって圧縮され、最終的に任意選択として、押し出されてコンポーネントとなり得る。
【００４０】
[00053]  開示されるアルミニウム合金から形成される押し出しコンポーネントには、例えば、航空宇宙、自動車、及び船舶適用例などの、多くの適用例がある。
【００４１】
[00054]  開示される合金は、例えば、粉末として製作され、マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントのための保護コーティングを形成するために、冷却噴霧プロセスによって用いられ得る。冷却噴霧プロセスは、新しい材料層を堆積させることによって、コンポーネントの摩耗面を復元するためにも使用され得る。
【００４２】
[00055]  開示される合金から製作される粉末は、例えば、積層造形法において利用され得る。高い強度及び溶接性を含む、開示されるアルミニウム合金の特徴は、粉末床法、選択的レーザ溶融、直接金属レーザ焼結、レーザ工学ネット形状化、及び特に粉末供給有向エネルギー堆積などの、積層造形プロセス、又はいわゆる３Ｄ印刷にとって、特に重要である。粉末供給有向エネルギー堆積プロセスの間、アルミニウム粉末は、レーザエネルギーによって完全又は部分的に溶融され、より大きな部品を形成するために共に溶接される。再凝固の時点で、凝固速度は、周囲の冷却粉末、及び焼き入れ剤として作用する下にある材料に起因して、非常に高速である。したがって、積層造形プロセスは、一般にＲＳＰと見なされる。粉末の良好な溶接性は、空隙のない溶接又は３Ｄ印刷部品を作成するために重要である。
【００４３】
[00056]  開示される合金のガス噴霧粉末によって積層造形されたコンポーネントは、析出及び分散強化を達成するために、約３５０から約４５０℃の間の温度で約０．５から約２４時間の間、製造した後、熱処理可能である。このようにピーク時効され、積層造形されたコンポーネントの微細構造は、熱的に安定しており、長期間高温に曝すことで変化しない。このようにピーク時効され、積層造形されたコンポーネントは、約０．０５から約１．５μｍの範囲の平均直径を有する、Ａｌ３Ｚｒ主要沈殿物の固溶体強化、約３から約５０ｎｍの範囲の平均直径を有する、アルミニウム母材におけるＬｌ２結晶構造を有する、Ａｌ３Ｚｒのナノ沈殿物の分散、及び、微粒子から結果として生じる粒子境界強化などの、メカニズムによって強化される。
【００４４】
[00057]  高強度及び低密度（すなわち、高い特定強度）を含む、積層造形されたコンポーネントの特性は、コンポーネントを室温又は室温以下での高強度を必要とする適用例に好適なものとする。こうした適用例は、限定されないが、陸空海用船向けの車両シャーシ及びサスペンションの構成コンポーネント、衛星及び宇宙船の構成コンポーネント、兵器及び防衛システム、補装具、レクリエーション及びレジャー設備、芸術及びノベルティ品を含む。
【００４５】
[00058]  良好な耐食性と組み合わされた高強度及び低密度（すなわち、高い特定強度）を含む、積層造形されたコンポーネントの特性は、コンポーネントを、過酷な環境において室温又は室温以下での高強度を必要とする適用例に好適なものとする。こうした適用例は、限定されないが、海洋船の構成コンポーネント、レクリエーション及びレジャー設備、芸術及びノベルティ品を含む。
【００４６】
[00059]  高強度、熱安定性、及び耐クリープ性を含む、積層造形されたコンポーネントの特性は、コンポーネントを、高温での高強度を必要とする適用例に好適なものとする。こうした適用例は、限定されないが、燃焼機関、ジェットエンジン、及びロケットエンジン又は電動機の、内部又は近隣の構成コンポーネント、ホイール及びブレーキロータなどの熱を発生させる回転部品の近隣の構成コンポーネント、空対空熱交換器、並びに、輸送及びエレクトロニクス適用例における熱管理コンポーネントを含む。
【００４７】
[00060]  高強度、熱安定性、耐クリープ性、及び耐食性を含む、積層造形されたコンポーネントの特性は、コンポーネントを、過酷な環境において高温での高強度を必要とする適用例に好適なものとする。こうした適用例は、限定されないが、自動車、航空宇宙、及び船舶適用例における液対空熱交換器、並びに、電子コンポーネントにおける熱交換器を含む。
【００４８】
[00061]  開示される粉末のガス噴霧によって作られる積層造形されたコンポーネントも、約２００ｎｍから約２μｍの範囲の平均粒子直径を備える、微粒子構造を有する。加えて、積層造形されたコンポーネントの微細構造は、サブミクロン粒子の連続網を備える粒子サイズのバイモーダル分布、並びに、幅約１μｍ及び長さ約２μｍから約１０μｍの伸長粒子の領域を有する。平均粒子直径は、合金化学の影響を受け、合金化コンポーネントの濃度によって制御可能である。
【００４９】
[00062]  そのピーク時効状態において、開示される合金のガス噴霧粉末によって作られる積層造形されたコンポーネントはその微細構造を保持するため、コンポーネントは、約０．５から約１．５μｍの範囲の微細粒子の連続網と、約２μｍから約１０μｍの範囲のより粗な粒子の領域とを有する。ピーク時効され、積層造形されたコンポーネントにおける平均粒子直径は、合金化学の影響を受け、合金化コンポーネントの濃度を調節することによって制御可能である。
【００５０】
[00063]  その時効超過状態において、開示される合金のガス噴霧粉末によって作られる積層造形されたコンポーネントは、沈殿物及び粒子の粗大化を受けるため、微細構造は本質的に同質の微細構造によって特徴付けられる。時効超過し、積層造形されたコンポーネントにおける平均粒子直径は、合金化学の影響を受け、合金化コンポーネントの濃度を調節することによって制御可能である。加えて、立方体のＬｌ２構造化沈殿物の一部はプレートレットＤ０２３構造化沈殿物に変換され、時効超過材料内の粒子境界に配置される。
【００５１】
[00064]  開示されるアルミニウム合金を製造する方法は、例えば、急速凝固プロセスによってアルミニウム合金を製造することを含む。急速凝固プロセスは、例えば、ガス噴霧法、噴霧堆積法、溶融紡糸、溶融抽出、又はビーム艶出しなどのグループから選択され得る。
【００５２】
[00065]  開示されるアルミニウム合金を製造する方法は、例えば、任意の非平衡プロセスによってアルミニウム合金を製造することを含む。非平衡プロセスは、例えば、機械的合金化とすることができる。
【００５３】
[00066]  積層造形を実施する方法は、例えば、粉末形式の開示されるアルミニウム合金を製作すること、及び、積層造形プロセスを実行する際に粉末形式を利用することを含み得る。積層造形プロセスは、例えば、粉末床法、粉末供給有向エネルギー堆積、選択的レーザ溶融、選択的レーザ焼結、直接金属レーザ焼結、又はレーザ工学ネット形状化などのグループから選択され得る。
【００５４】
[00067]  コンポーネントを製造するための方法は、例えば、開示されるアルミニウム合金からリボンを製作すること、リボンをチップに切断すること、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によってチップを圧縮すること、並びに、コンポーネントを製造するために圧縮されたチップを押し出すこと、を含み得る。
【００５５】
[00068]  コンポーネントを製造する方法は、例えば、開示されるアルミニウム合金から粉末を製作すること、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によって粉末を圧縮すること、並びに、コンポーネントを製造するために圧縮された粉末を押し出すこと、を含み得る。
【００５６】
[00069]  コンポーネントを製造する方法は、例えば、開示されるアルミニウム合金から粉末を製作すること、熱間等静圧圧縮成形、一軸高温圧縮、又は任意の他の圧力支援法によって粉末を網に近い形状に圧縮すること、並びに、圧縮物をその最終形状に機械加工すること、を含み得る。
【００５７】
[00070]  マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントのための保護コーティングを形成する方法は、例えば、開示されるアルミニウム合金から粉末を製作すること、及び、粉末を用いる冷却噴霧プロセスによって、マグネシウム又はアルミニウムコンポーネントをコーティングすること、を含み得る。
【００５８】
[00071]  上記の記述から、本発明の新規な概念の真の趣旨及び範囲を逸脱することなく、多数の修正及び変形が実行可能であることを理解されよう。図示及び説明される特定の実施形態に関して、いかなる制限も意図されないこと、又は推論すべきではないことを理解されたい。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【国際調査報告】
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